通过调控Ce含量开发用于油气开采压裂暂堵工具的新型高塑性可溶Mg-Gd-Ni-Ce合金

《Journal of Materials Research and Technology》：A novel high-plasticity dissoluble Mg-Gd-Ni-Ce alloy developed by tailoring Ce contents applied as the fracturing plugging tool in the field of oil and gas extraction

　　

为解决现有可溶镁合金力学性能不足、尤其是拉伸或压缩塑性有限的问题，本研究在Mg-2.7Gd-0.15Ni镁合金中引入微量Ce作为合金化元素，以进一步获得高塑性与可调控的溶解行为。结果表明，与不含Ce的合金相比，添加0.1Ce使压缩塑性提高6%、拉伸延伸率提高2%。最终，一种新型Mg-2.7Gd-0.15Ni-0.1Ce合金在目前所有已报道的用于油气开采的可溶镁合金中表现出突出的拉伸与压缩塑性，即拉伸延伸率30.4%、压缩应变26.4%。Ce对晶粒细化、织构类型改变与织构强度降低以及基面滑移系平均Schmid因子（SF）的提高具有显著贡献，这是该合金拉伸与压缩延伸率提高的主要原因。在腐蚀性能方面，MgCe相未对耐蚀性产生明显不利影响。长周期堆垛有序（LPSO）相与Mg基体之间的高电位差仍是腐蚀萌生的主导驱动力。同时，Ce诱发的晶粒细化改变了腐蚀扩展路径，导致合金腐蚀速率略有升高。最后，研究提出了一种通过Ce微合金化提高Mg-Gd-Ni合金拉伸与压缩塑性、同时保持理想溶解可控性的可行策略。

研究背景方面，自美国大规模开采页岩油气以来，页岩油气已成为全球能源结构不可或缺的组成部分。水平井分段压裂技术是页岩油气开采的主要方式，该技术利用桥塞等暂堵工具将水平井分隔为多个独立段，注入加压介质使周围岩层破裂以实现油气渗流；压裂完成后需移除暂堵工具以利于油气返排。传统暂堵工具多由钢、球墨铸铁或聚合物制成，需后续钻磨建立返排通道，存在耗时长、生产成本高、作业复杂等问题。近年来出现的可溶暂堵工具可在压裂后于盐溶液中自行溶解，无需后续钻磨，从而节省施工时间、降低作业成本并显著提高油气生产效率。镁合金是最轻的结构金属材料，其化学活性高导致耐蚀性差，但优异的力学性能与活泼的化学特性使其成为可溶金属材料的理想候选。可溶暂堵工具由多个部件组装而成，各部件对可溶材料的力学性能与溶解速率有不同要求；其中桥塞内的卡瓦在坐封阶段承受来自滑套、胶筒、护肩和锥体的压缩载荷，当承压达到极限时卡瓦向外扩张与套管咬合并与锥体形成自锁结构，因此用于卡瓦的可溶镁合金需同时具备高塑性与可控溶解行为。目前可溶镁合金研究主要集中于高强合金体系以承受井下压力，而对复杂服役条件下塑性储备需求关注不足，高塑性可溶镁合金研究有限；现有高塑性可溶镁合金主要集中在Mg–Li和Mg–Gd体系。Li的加入可降低c/a轴比并促进非基面滑移，当Li含量超过10 wt.%时促进体心立方（BCC）β'相形成，大幅提高室温塑性，某些Mg–Li合金延伸率甚至可超过40%，但Li化学活性高导致可加工性差、急剧恶化耐蚀性且材料成本高，限制其大规模工程应用。Gd的加入可优化变形镁合金晶粒取向，促进基面织构向双极织构转变并显著提高塑性。已有学者对Mg–Gd基可溶镁合金开展研究，例如Wang等研究了Ni含量（0.1、0.2和0.5 wt.%）对Mg-2Gd合金显微组织、力学性能和腐蚀速率的影响，发现LPSO相体积分数和平均晶粒尺寸随Ni含量增加分别增大和减小，添加Ni后织构由非基面织构转变为基面织构，强度、硬度和腐蚀速率随延伸率下降而升高；Ma等发现Mg-Gd-Ni合金中第二相组成很大程度上取决于Ni/Gd摩尔比，可由LPSO+Mg₅Gd、LPSO转变为共晶相，且随Ni/Gd摩尔比增大第二相含量逐渐增加，含镍LPSO相的形成不仅提高镁合金强度还因电偶腐蚀加速其溶解。尽管Ni的加入有效提高合金强度和溶解速率，但同时降低拉伸延伸率和压缩塑性，限制了该类合金作为高塑性可溶部件的应用，因此有必要通过其他合金化策略进一步提高Mg-Gd-Ni合金的拉伸与压缩塑性以用于桥塞卡瓦。Ce是Pr、Nd和Sm生产的副产品，成本低，在优化镁合金性能方面作用极为重要。已有研究表明，在ZK60合金中添加微量Ce可实现明显晶粒细化和晶界净化，热挤压后发生显著动态再结晶，随Ce含量增加合金抗拉强度和延伸率同时提高；其他研究证实Ce添加可显著调控镁合金变形机制，例如在Mg-1Gd-0.5Zn合金中，晶粒细化效果随Ce含量增加逐渐增强，同时(0001)基面织构强度持续降低，热变形过程中Ce可有效抑制(10-12)拉伸孪晶并促进连续动态再结晶（CDRX），这种织构弱化效应大幅降低镁合金各向异性并明显提高室温延伸率及拉压不对称性。由此可见，Ce添加确实能提高镁合金的拉伸或压缩塑性，因此通过Ce微合金化改善上述Mg-Gd-Ni可溶合金的拉伸或压缩塑性可能是有效方法，尽管目前尚未见到关于微量Ce含量变化对该合金显微组织和力学性能影响的报道。同时，在Mg-Gd-Ni合金系中Ce合金化不可避免会影响其腐蚀行为，迄今有限报道指出Ce添加可提高镁合金耐蚀性，例如Liu等研究Ce对AM60合金腐蚀行为的影响，发现Ce提高了AM60合金的耐蚀性，主要原因在于高电位活性第二相类型的改善和表面腐蚀产物致密化的促进；Li等也发现Ce添加提高了AZ91合金的耐蚀性。然而，Ce微合金化对Mg-Gd-Ni合金腐蚀性能的影响尚未见报道，关于高塑性与溶解性能匹配关系的系统研究也较为缺乏。在此背景下，本研究选择本身具有良好塑性和溶解性能的Mg-2.7Gd-0.15Ni可溶镁合金作为基础合金体系，通过探究Ce含量（0、0.1、0.2 wt.%）对显微组织、力学性能和溶解行为的影响，系统阐述Mg-2.7Gd-0.15Ni-xCe合金高塑性与可控腐蚀的内在机制。

研究人员开展了以下研究并得出相应结论：采用纯镁锭（99.9 wt.%）及Mg-30 wt.% Gd、Mg-23 wt.% Ni和Mg-25 wt.% Ce中间合金在CO₂和SF₆混合保护气氛下熔炼，730 °C浇入直径92 mm、高120 mm钢模，铸锭经预处理和机械加工获得直径76 mm、高95 mm圆柱试样，350 °C保温1.5 h后于350 °C、挤压比5.5:1、挤压速度0.4 mm/s进行热挤压，挤压棒材最终于420 °C退火20 h获得实验材料。结果表明，Ce添加显著细化晶粒、提高再结晶分数、改变织构类型并弱化织构强度和位错密度，优化的织构类型提高基面滑移系平均Schmid因子，作为镁合金室温塑性变形最主要的滑移系，基面滑移能力的增强显著提高合金拉伸与压缩塑性；合金腐蚀萌生主要受LPSO相与Mg基体间电位差主导，Mg₁₂Ce相几乎不影响腐蚀行为，但Ce诱发的晶粒细化改变腐蚀扩展路径，使腐蚀模式由大面积基体剥落转变为沿晶腐蚀与基体剥落的混合形式，略微提高失重腐蚀速率；在保持溶解可控的前提下，添加0.1Ce使力学性能尤其是拉伸与压缩塑性显著提高，Mg-2.7Gd-0.15Ni-0.1Ce合金拉伸延伸率EI和ε_c,max分别达30.4%和26.4%，超过其他已报道可溶镁合金，为可溶镁合金制备暂堵工具部件提供了新型优化候选材料，但解理断裂导致的拉伸塑性提升有限仍是影响合金工业化生产的重要问题，需进一步研究解决。其重要意义在于提出了一种通过Ce微合金化提高Mg-Gd-Ni合金拉伸与压缩塑性同时保持理想溶解可控性的可行策略。

关键技术方法方面，研究人员采用X射线荧光光谱（XRF）测定合金实际化学成分，X射线衍射（XRD）表征不同处理状态下的相组成，光学显微镜（OM）观察金相组织，配备能谱仪（EDS）的扫描电子显微镜（SEM）分析第二相形貌分布及拉伸断口特征，电子背散射衍射（EBSD）分析晶粒取向、再结晶与核平均取向差（KAM），透射电子显微镜（TEM）结合选区电子衍射（SAED）和高分辨透射电镜（HRTEM）分析第二相结构细节；按ASTM标准沿挤压方向加工拉伸试样（标距15 mm、标距直径3 mm）和压缩试样（直径5 mm、高10 mm），室温以10^-3 s^-1应变速率测试且每种合金至少三个平行样；在93 °C的3 wt.% KCl溶液中进行失重腐蚀试验并重复三次，25 °C下采用三电极体系（CS310H电化学工作站）进行电化学测量，通过电化学阻抗谱（EIS，0.01 Hz–100 kHz）和动电位极化曲线（扫描速率0.5 mV/s，电位范围-0.25 V至0.35 V）评价腐蚀行为；采用扫描开尔文探针力显微镜（SKPFM）分析表面电位分布，X射线光电子能谱（XPS）表征腐蚀产物化学状态，去除腐蚀层后以SEM观察表面形貌。样本来源为实验室自主熔炼制备的合金，未涉及外部队列来源。

研究结果方面，3.1显微组织：通过OM观察发现0Ce合金晶粒组织明显不均匀、粗细晶尺寸差异显著，平均晶粒尺寸11.97 μm；0.1Ce合金以均匀分布的细等轴晶为主、晶界清晰，晶粒尺寸差异减小、组织均匀性大幅提高，平均晶粒尺寸细化至8.11 μm；0.2Ce合金仍保持等轴晶结构，平均晶粒尺寸进一步细化至5.04 μm，但部分晶界处观察到细小第二相颗粒聚集；XRD显示三种合金均由α-Mg基体和LPSO相组成，未检测到稀土化合物衍射峰，可能因稀土相含量低而无法被XRD有效识别。通过SEM和EDS分析发现0Ce合金第二相主要为沿挤压方向拉长的层片状LPSO相和明亮MgGd相；0.1Ce合金同样含LPSO相和细小明亮相，结合EDS鉴定为MgRE相（MgGd和MgCe）；0.2Ce合金中细小MgRE相数量增加，但相类型不变。通过TEM对0.1Ce合金表征发现基体中分布大量层片状第二相，SAED花样显示明显超点阵特征证实LPSO相形成，HRTEM清晰揭示LPSO相原子堆垛序列，相邻密排面间距约1.6 nm对应18R结构特征周期；此外观察到尺寸10-100 nm和200-500 nm两类第二相，结合SAED分别鉴定为Mg₅Gd相和Mg₁₂Ce相。通过EBSD分析发现0Ce合金含明显变形晶粒和再结晶晶粒、整体晶粒取向集中，最大织构强度达26.84 MRD；0.1Ce合金未观察到明显变形晶粒，晶粒取向随机性显著增强，最大织构强度降至4.85 MRD；0.2Ce合金部分晶粒沿挤压方向拉长，可检测到多个择优晶粒取向，与0.1Ce合金相比晶粒取向呈明显集中趋势，最大织构强度升至9.19 MRD；比较织构强度与晶粒尺寸发现二者无直接相关性。通过再结晶分布图和GOS统计发现0Ce合金含大量红色区域（变形晶粒）和部分绿色区域（亚结构晶粒），蓝色再结晶晶粒分布相对稀疏，再结晶比例约71.2%、未再结晶晶粒占28.8%；0.1Ce合金再结晶晶粒比例增加、变形晶粒显著减少，仅局部区域分布少量未再结晶区，再结晶分数达93.1%、未再结晶晶粒仅占6.9%；0.2Ce合金再结晶晶粒仍占主导，但出现一定量变形晶粒和亚结构区，再结晶晶粒分数83.4%、未再结晶晶粒占16.6%。通过KAM图及统计直方图发现0Ce合金晶粒内部存在明显高位错密度区域，平均KAM值0.4°，表明晶粒内储存较高变形能；0.1Ce合金晶内位错均匀分布，数据峰值集中在0.2°附近，平均KAM值0.2°，表明晶内位错密度低且数值分布高度集中；0.2Ce合金位错密度高于0.1Ce合金，平均KAM值0.4°。

3.2力学与腐蚀性能：通过拉伸和压缩应力-应变曲线发现Ce添加有效提高合金拉伸屈服强度（TYS）和抗拉强度（UTS），0.2Ce合金拉伸强度最优，TYS和UTS分别为126 MPa和200 MPa，较0Ce合金分别提高38 MPa和18 MPa；但延伸率在0.1Ce合金达到峰值30.4%，Ce含量进一步增至0.2 wt.%时延伸率骤降至23.5%，甚至低于0Ce合金。压缩性能方面Ce影响类似，Ce引入可有效提高压缩强度，0.1Ce合金具有最高压缩屈服强度（CYS）、抗压强度（UCS）和最大压缩应变（ε_c,max），分别达113 MPa、354 MPa和26.4%，显著优于0Ce合金，尤其ε_c,max提高5.9%；随Ce持续添加，0.2Ce合金压缩性能明显恶化，CYS、UCS和ε_c,max降至106 MPa、301 MPa和18.9%，不仅低于0.1Ce合金，其UCS和ε_c,max也低于0Ce合金。通过失重腐蚀和极化曲线发现随Ce含量增加腐蚀速率逐渐升高，0.2Ce合金腐蚀速率最高达13.51 mg·cm^-2·h^-1，与电化学极化曲线结果趋势一致；合金腐蚀电流密度随Ce添加量升高而增大，0Ce、0.1Ce、0.2Ce合金E_corr分别为-1.42、-1.45、-1.44 V，i_corr分别为0.237、0.730、1.175 mA·cm^-2，P_i分别为5.41、16.68、26.85 mm/y。通过EI/ε_c,max与腐蚀速率综合评估图与其他已报道可溶镁合金对比发现，Mg-2.7Gd-0.15Ni-0.1Ce合金在具有适配溶解速率的同时，拉伸和压缩塑性值在所有已报道可溶镁合金中最高。

讨论部分，4.1强化机制：通过拉伸断口观察发现0Ce合金呈准解理断裂与韧性断裂的典型混合特征，断口分布中等尺寸等轴韧窝表明基体发生一定塑性变形，但也可观察到明显解理面和撕裂棱，这些平坦小刻面和台阶状撕裂棱通常与脆性断裂相关，说明0Ce样品虽发生塑性变形但局部区域仍以脆性断裂机制为主，限制塑性充分发挥；0.1Ce合金断口形貌明显改变，呈典型韧性断裂特征，断口密布大量大而深且均匀分布的等轴韧窝，韧窝尺寸大且深表明基体断裂前发生强烈塑性变形，解理面面积显著减少、仅极小部分发生解理断裂，与0.1Ce合金最佳延伸率高度一致，证实适量Ce添加显著提高合金塑性变形能力；Ce含量增至0.2 wt.%时断口形貌恢复为韧脆混合断裂模式且脆性倾向增加，与0.1Ce合金相比韧窝变细变浅，表明基体塑性变形能力下降。通过Schmid因子（SF）统计分析发现基面滑移平均SF随Ce含量升高而增大，0Ce合金平均SF仅0.25，表明多数内部晶粒保持不利于基面滑移的硬取向；0.1Ce合金棱柱面滑移平均SF略有下降但仍保持较高水平，有利于变形过程中的应变协调；三种合金锥面滑移平均SF均较高；总体而言0.1Ce合金棱柱面和锥面滑移系平均SF低于0Ce和0.2Ce合金，但基面滑移平均SF增至0.3，同时高SF值（SF>0.4）晶粒比例显著增加；基面滑移是镁合金室温变形的主导滑移系，基面滑移平均SF提高对塑性的改善比棱柱面和锥面滑移贡献更明显；0.1Ce合金基面滑移系SF升高的原因是纳米级弥散Mg₁₂Ce相作为形核位点细化晶粒并影响变形过程中合金晶粒取向变化，结合EBSD结果，适量Ce添加弱化基面织构，使更多晶粒保持有利于基面滑移激活的软取向，从而在塑性变形早期提高合金应变协调能力。通过屈强比、真应力-应变曲线及线性拟合发现拉伸屈强比随Ce含量升高单调增加，分别为0.48、0.55和0.63；一般而言较低屈强比表明屈服后均匀塑性变形能力较大，0Ce合金拉伸屈强比最低为0.48，通常被视为塑性良好的指标，但0Ce合金加工硬化指数（n=0.2537）也最低，表明其低屈强比主要源于低屈服强度而非优异加工硬化能力，因此尽管屈强比低，其均匀延伸率因n值小而受限；0.1Ce合金屈强比虽增至0.55，但加工硬化指数显著升至0.2725，表明Ce添加弱化织构、促进多滑移系激活并大幅增强变形过程中的加工硬化能力，较高n值有效延迟颈缩发生，使合金在屈服强度提高的同时保持优异塑性储备，从而实现强度-塑性协同优化；Ce含量增至0.2 wt.%时屈强比进一步升至0.63，尽管n值仍较高为0.2791，但其对塑性的正贡献被过量粗大第二相抵消，高屈强比意味着屈服强度接近抗拉强度导致均匀变形阶段变窄，该行为归因于过量粗大第二相在变形早期引起应力集中，触发微裂纹过早萌生，限制加工硬化能力充分发挥，最终导致塑性恶化；压缩屈强比变化趋势与拉伸类似，随Ce含量增加略有升高，分别为0.31、0.32和0.35，值得注意的是所有合金压缩屈强比均显著低于拉伸屈强比，表明合金在压缩载荷下屈服平台较低、塑性变形范围更宽，反映压缩变形时具有更优塑性储备能力，尽管Ce添加使压缩屈强比略有升高但总体仍处较低水平，表明合金在压缩工况下仍保持良好服役性能。综合而言，0.1Ce合金优异塑性的主要原因在于其Ce含量，随Ce添加合金第二相含量增加，具体而言0.2Ce合金第二相含量过多导致再结晶程度下降、位错密度升高、解理断裂比例增加，从而降低其变形能力；相比之下0.1Ce合金第二相数量增加有限，Ce在该合金中的主要作用是改善晶粒取向、提高再结晶比例，从而促进室温下基面滑移系激活，显著增强其变形能力。

4.2腐蚀机制：通过XPS分析腐蚀产物发现三种合金表面主要覆盖MgO和Mg(OH)₂两种腐蚀产物，由于自旋轨道分裂Gd 4d轨道分为Gd 4d_5/2和Gd 4d_3/2，Gd 4d谱由两个明显峰组成，分别对应Gd₂O₃在142.70 eV和148.10 eV的结合能；三种合金均检测到MgO、Mg(OH)₂和Gd₂O₃特征峰，未检测到含Ni和含Ce氧化物特征峰，可得出结论三种合金腐蚀产物大致相同，主要由MgO、Mg(OH)₂和Gd₂O₃组成，Ce添加未改变合金腐蚀产物；腐蚀产物形成机制涉及界面反应Mg→Mg²⁺+2e^-、Gd→Gd³⁺+3e^-，相应离子与溶液中OH^-反应Mg²⁺+2OH^-→Mg(OH)₂、Gd³⁺+3OH^-→Gd(OH)₃，部分氢氧化物在空气中脱水Mg(OH)₂→MgO+H₂O、2Gd(OH)₃→Gd₂O₃+3H₂O。通过不同腐蚀时间SEM形貌观察发现0Ce合金腐蚀优先发生在LPSO相周围，腐蚀1 min后沿晶界出现少量腐蚀坑而大部分基体区域保持完好，腐蚀10 min后腐蚀以不均匀方式剧烈进行并伴大面积基体剥落而部分表面基体仍未腐蚀，浸泡30 min后腐蚀进一步向内发展、基体剥落更严重；0.1Ce合金腐蚀1 min后腐蚀坑略多于0Ce样品且均匀分布在合金表面，腐蚀10 min时合金均匀向内腐蚀、未形成0Ce合金中观察到的大深坑，晶界仍是主要腐蚀扩展路径，腐蚀30 min后发生大量基体剥落且剥落面积大于0Ce合金，该现象归因于早期以晶界为主的腐蚀通道为后续剧烈腐蚀提供丰富位点；0.2Ce合金腐蚀1 min后表面形貌与0.1Ce合金相似，10 min后腐蚀优先沿晶界扩展并可同时观察到局部基体剥落，腐蚀延长至30 min后腐蚀严重向内发展、留下大面积基体剥落区，残余未剥落基体仍呈典型沿晶腐蚀特征。通过SKPFM测试发现Mg-2.7Gd-0.15Ni-0.1Ce合金中LPSO相与基体间电位差（ΔV）高达103.6 mV，较高Volta电位区域在电化学腐蚀中作为阴极而较低电位区域作为阳极，LPSO相Volta电位明显高于Mg基体，因此腐蚀过程中LPSO相作为阴极、周围基体作为阳极，103.6 mV电位差为微电偶腐蚀提供强驱动力，在腐蚀介质环境中电子从阳极区释放并沿电位梯度向阴极迁移，导致LPSO相周围基体优先溶解；Mg₁₂Ce相与Mg基体间电位差为34 mV，远低于LPSO相与Mg基体间电位差；已有研究表明Mg₅Gd相与镁基体间电位差不显著、对合金腐蚀行为无明显影响，因此Mg₅Gd和Mg₁₂Ce相不是主导合金腐蚀行为的因素。通过晶粒尺寸与腐蚀速率关系分析发现Mg-2.7Gd-0.15Ni-xCe合金腐蚀速率随Ce含量增加呈持续上升趋势，腐蚀机制并非由单一因素主导，而是晶粒尺寸效应、微电偶腐蚀和腐蚀产物膜稳定性耦合作用的结果，Ce添加通过调控显微组织和相组成加速腐蚀；晶粒细化产生大量晶界作为钝化膜形成的有利形核位点，从而降低电阻不均匀性、使保护膜更致密并降低腐蚀速率；Ralston等总结包括镁合金在内的多种金属腐蚀特征并提出腐蚀速率与晶粒尺寸的相关性，该关系类似于屈服强度与晶粒尺寸间的Hall-Petch关系，其中C_R为腐蚀速率，A为表示理想单晶腐蚀速率的常数（指腐蚀过程本征速率，主要受晶内腐蚀机制控制），B为反映晶界对腐蚀速率贡献的常数（B值越大表明晶界在腐蚀中作用越突出），d为平均晶粒尺寸；基于晶界传导和活性假设，Ralston等提出腐蚀速率与晶界长度密切相关、晶界密度影响合金表面氧化膜导电性；对于具有钝化行为的合金，晶粒越细耐蚀性越好，此时常数B为负值；随Ce添加量从0增至0.2 wt.%，合金平均晶粒尺寸由11.97 μm显著细化至5.04 μm，表明Ce具有显著晶粒细化作用；对晶粒尺寸与腐蚀速率关系拟合发现腐蚀速率与晶粒尺寸倒数平方根呈强线性相关，与公式一致，线性回归得常数A=1.01、B=28.81，相关系数R²为0.891，证明晶粒细化诱导的腐蚀加速是腐蚀速率升高的主导因素；其内在机制为随Ce含量增加晶粒尺寸逐渐细化、晶界总面积大幅增加，这些丰富晶界为腐蚀介质提供大量快速扩散通道并加速合金基体溶解，此时晶界的高活性溶解效应超过晶粒细化诱导致密钝化膜形成带来的有益效应；综上合金表面腐蚀产物对合金腐蚀影响很小，LPSO相是诱导合金腐蚀的主要因素，但合金后续腐蚀行为受晶粒尺寸影响，这也是0Ce、0.1Ce和0.2Ce三种合金腐蚀速率差异的主要原因。

研究结论部分翻译如下：(1) Ce添加显著细化晶粒尺寸、提高再结晶分数、改变织构类型并弱化织构强度和位错密度，优化的织构类型提高基面滑移系平均Schmid因子，作为镁合金室温塑性变形最主要的滑移系，基面滑移能力的增强显著提高合金拉伸与压缩塑性。(2) 合金腐蚀萌生主要受LPSO相与Mg基体间电位差主导，而Mg₁₂Ce相几乎不影响腐蚀行为；然而Ce诱发的晶粒细化改变合金腐蚀扩展路径，使腐蚀模式由大面积基体剥落转变为沿晶腐蚀与基体剥落的混合形式，略微提高合金失重腐蚀速率。(3) 在保持溶解可控的前提下，添加0.1Ce使力学性能尤其是拉伸与压缩塑性显著提高，Mg-2.7Gd-0.15Ni-0.1Ce合金拉伸延伸率EI和ε_c,max分别达30.4%和26.4%，超过其他已报道可溶镁合金，为利用可溶镁合金制备暂堵工具部件提供了新型优化候选材料；然而解理断裂导致的拉伸塑性提升有限仍是影响合金工业化生产的重要问题，需进一步研究和解决。